JP2016074943A - Thick steel plate - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、厚鋼板に関する。特に、鋼材の静的強度を上げることなく、母材の疲労強度を向上させる厚鋼板に関する。 The present invention relates to a thick steel plate. In particular, the present invention relates to a thick steel plate that improves the fatigue strength of a base material without increasing the static strength of the steel material.
船舶、建機、橋梁、建築、海洋構造物、タンク、パイプなどに使用される厚鋼板は、強度・靭性などの静的な機械的性質、および、溶接施工性に優れていることが要求される。さらに、供用時には定常的な繰返し荷重、および、風、地震などに起因する非定常な繰返し荷重を受けるので、繰返し荷重に対する強度健全性を確保することも、鋼材特性として要求される。つまり、繰返し荷重に対する健全性、言い換えれば、疲労強度健全性に優れていることが鋼材に要求される。 Thick steel plates used in ships, construction machinery, bridges, buildings, offshore structures, tanks, pipes, etc. are required to have excellent static mechanical properties such as strength and toughness and weldability. The Furthermore, since it receives a steady repetitive load and an unsteady repetitive load caused by wind, earthquake, etc. during operation, it is also required as a steel material characteristic to ensure strength and soundness with respect to the repetitive load. That is, the steel material is required to be excellent in soundness against repeated loads, in other words, fatigue strength soundness.
さらに、応力解析精度の向上、および、メカニズムの解明などによって、脆性破壊、延性破壊の防止技術が進化するのに伴い、破壊原因に占める疲労破壊の相対的な比率が高まっている。そのため、疲労破壊を防止することが、設計・施工・保全の各段階において、最も重要な技術課題のひとつになっている。 Furthermore, with the improvement of stress analysis accuracy and the elucidation of the mechanism, the relative proportion of fatigue failure as a cause of failure is increasing as the technology for preventing brittle fracture and ductile fracture has evolved. For this reason, preventing fatigue failure is one of the most important technical issues at each stage of design, construction and maintenance.
構造物の疲労破壊形態として、定常または非定常の繰返し荷重により、応力集中部から疲労き裂が発生し、それらが成長と合体を繰返して巨視的な疲労き裂に成長し、終局的な破壊に至ることが知られている。上記破壊形態に対し、疲労き裂発生の抑制、すなわち、疲労強度向上には、応力集中の低減が最も重要である。また、構造物の疲労強度健全性を維持するために、定期的な検査が行われる場合もある。しかし、長さが数ｍｍ〜数１０ｍｍの疲労き裂を目視等で確認するには、対象物にかなり近接する必要があり、足場設置などに多大な費用が発生することが多い。また、き裂が検出された場合には、安全性を担保するために補修が行われるが、補修にも、莫大な費用と手間を必要とする。 As a form of fatigue fracture of a structure, a fatigue crack is generated from the stress concentration part due to a steady or unsteady cyclic load, and the growth and coalescence are repeated to grow into a macroscopic fatigue crack. It is known to lead to. In contrast to the above fracture mode, the reduction of stress concentration is the most important for suppressing the occurrence of fatigue cracks, that is, for improving the fatigue strength. Moreover, in order to maintain the fatigue strength soundness of a structure, a periodic inspection may be performed. However, in order to visually confirm a fatigue crack having a length of several millimeters to several tens of millimeters, it is necessary to be quite close to the object, and a lot of costs are often required for installation of a scaffold. In addition, when a crack is detected, repair is performed to ensure safety, but the repair also requires enormous costs and labor.
特許文献１、２、４、５では、窒素添加により母材疲労強度が改善される場合のあることが報告されている。ただし、窒素添加に関する検討は、本願のような低合金鋼ではなく、窒素の固溶が容易なオーステナイト鋼を従来は対象としてきた。非特許文献１に示されるように、添加された窒素（７００〜６６００ｐｐｍ）は、疲労の繰返し荷重を受けた際に、転位移動を固着により抑制し、その結果、疲労き裂発生の前段階である転位セルの形成を遅らせ、セルに比べ疲労特性に優れるプラナー転位を形成する、と考えられている。さらに、オーステナイト鋼に窒素を添加すると、塑性変形が均等になることも知られている。
なお、窒素添加による疲労強度の改善に関して、オーステナイト鋼だけでなく、フェライト鋼を対象とした研究結果も近年、報告され始めている。例えば、特許文献２では、フェライト鋼では窒素添加（６７ｐｐｍ）により静的な強度が上昇し、その強度上昇が疲労特性向上に寄与している、と報告されている。
一方、例えば、特許文献３および４に示すように、オースフォームにより母材疲労強度が改善される場合のあることは従来から知られている。オースフォームによって生成した転位が変態核となり、微細組織を実現し得るからである。
In Patent Documents 1, 2, 4, and 5, it is reported that the base metal fatigue strength may be improved by adding nitrogen. However, studies on the addition of nitrogen have conventionally been aimed at not a low alloy steel as in the present application but an austenitic steel in which nitrogen is easily dissolved. As shown in Non-Patent Document 1, added nitrogen (700 to 6600 ppm) suppresses dislocation movement by sticking when subjected to repeated fatigue loading, and as a result, in the stage before fatigue crack initiation. It is considered that the formation of a certain dislocation cell is delayed and planar dislocations having excellent fatigue characteristics as compared with the cell are formed. Furthermore, it is also known that plastic deformation becomes uniform when nitrogen is added to austenitic steel.
In addition, regarding the improvement of fatigue strength by adding nitrogen, research results not only for austenitic steel but also for ferritic steel have recently been reported. For example, Patent Document 2 reports that in ferritic steel, the static strength is increased by adding nitrogen (67 ppm), and the strength increase contributes to the improvement of fatigue characteristics.
On the other hand, for example, as shown in Patent Documents 3 and 4, it has been conventionally known that the base material fatigue strength may be improved by ausform. This is because the dislocation generated by the ausform becomes a transformation nucleus and a fine structure can be realized.
母材の疲労強度は、母材の静的強度を高めれば向上することが、一般に知られている。しかしながら、母材の静的強度の上昇は同時に、溶接鋼構造物施工時に、曲げ加工性あるいは溶接性を大きく阻害する。そのため、施工性確保には静的強度の上昇は避けなければならない。 It is generally known that the fatigue strength of a base material is improved if the static strength of the base material is increased. However, the increase in the static strength of the base material also greatly hinders the bending workability or weldability during construction of the welded steel structure. For this reason, an increase in static strength must be avoided to ensure workability.
本発明は、これらの課題を解決して、曲げ加工性・溶接施工性を従来鋼並みに維持するため、静的強度を上げることなく、疲労特性に優れる厚鋼板を提供することを目的とする。いわゆる従来の厚鋼板では、引張強度が上がれば疲労強度も上がるのが一般的であったが、本発明では、従来と同程度の引張強度の厚鋼板であっても、疲労特性は従来厚鋼板より大幅に向上させるものである。 The present invention is to solve these problems and to provide a thick steel plate having excellent fatigue characteristics without increasing static strength in order to maintain bending workability and welding workability at the same level as conventional steel. . In the so-called conventional thick steel plate, the fatigue strength generally increases as the tensile strength increases. However, in the present invention, even if the steel plate has the same tensile strength as that of the conventional steel plate, the fatigue characteristics are the same as those of the conventional thick steel plate. This is a significant improvement.
本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を行った結果、下記の知見を得るに至った。 As a result of intensive studies to solve the above problems, the present inventors have obtained the following knowledge.
窒素添加した低合金鋼をオースフォーム処理すると、オースフォーム工程では、低合金鋼でも全率オーステナイト相であるので塑性変形が均等となり、その結果、最終製品においても金属組織が均質となり、疲労破壊に対するミクロ的な最弱部が形成されることなく、母材疲労強度が向上することが期待されている。つまり、窒素添加だけでも疲労特性改善は期待されるが、オースフォームを積極的に組合せることにより、窒素添加とオースフォームの重畳効果、すなわち、オースフォーム効果と窒素添加効果の単なる合計よりも、両者の組合せにより更に大きな改善効果が期待される、との発想を得た。 When a low alloy steel added with nitrogen is subjected to ausforming, in the ausforming process, even in the low alloy steel, the entire austenite phase is used, so plastic deformation becomes uniform. It is expected that the base metal fatigue strength is improved without forming the micro weakest part. In other words, improvement of fatigue properties is expected only with nitrogen addition, but by combining ausfoam positively, the superimposed effect of nitrogen addition and ausfoam, that is, the mere sum of the ausfoam effect and the nitrogen addition effect, The idea that a further improvement effect is expected by the combination of both was obtained.
そこで、窒素添加量、オースフォーム量を種々変化させた供試材を準備して、母材の疲労試験を詳細に実施した。その結果、母材の疲労特性、特に、長寿命域の疲労特性において、明瞭な重畳効果が認められた。 Therefore, specimens with various amounts of nitrogen addition and ausfoam were prepared, and the base material fatigue test was carried out in detail. As a result, a clear superposition effect was recognized in the fatigue characteristics of the base material, particularly in the fatigue characteristics in the long life region.
すなわち、適切な量の窒素を添加した低合金鋼を、適切なオースフォーム処理することにより、窒素の存在でオーステナイト域での塑性変形が均等となり、均質な最終組織が形成され、疲労特性に優れることを見出した。均質な組織とすることにより、疲労破壊に対するミクロ的な最弱部の形成を回避し、疲労損傷を広い領域で、負担を少なく分担することにより、疲労強度を向上させることができた。言うまでもなく、オースフォーム単独の効果、すなわち塑性加工で導入された転位が変態核となり微細組織が実現されている。また、窒素添加単独の効果、すなわち疲労の繰返し荷重を受けた際に、転位移動を窒素の固着により抑制し、疲労き裂発生の前段階となる転位セルの形成を遅らせ、疲労特性に優れるプラナー転位を形成している。以上のメカニズムにより、本発明で疲労特性に優れた厚鋼材が実現された。 That is, low alloy steel to which an appropriate amount of nitrogen is added is subjected to an appropriate ausfoam treatment, so that plastic deformation in the austenite region becomes uniform in the presence of nitrogen, a homogeneous final structure is formed, and fatigue properties are excellent. I found out. By forming a homogeneous structure, it was possible to improve the fatigue strength by avoiding the formation of the micro weakest part with respect to fatigue fracture and sharing the fatigue damage in a wide area with less burden. Needless to say, the effect of ausforming alone, that is, the dislocations introduced by plastic working become transformation nuclei and a microstructure is realized. In addition, the effect of nitrogen addition alone, that is, a planer with excellent fatigue characteristics, is suppressed by dislocation migration by nitrogen fixation when subjected to repeated fatigue loading, delays the formation of dislocation cells, which is the previous stage of fatigue crack initiation. Dislocations are formed. With the above mechanism, a thick steel material having excellent fatigue characteristics was realized in the present invention.
なお、上述において、疲労特性の改善効果を特に長寿命域と限定しているが、これは、短寿命域では従来鋼と同等あるいは若干劣る疲労特性を示していることによる。ただし、鋼構造物において、疲労が問題となる場合は、多くの場合が低応力長寿命域での改善が望まれているため、長寿命域に限定した改善効果であっても、工業的価値は極めて高い。 In the above description, the fatigue property improvement effect is limited to the long-life region. This is because, in the short-life region, the fatigue property is equivalent to or slightly inferior to that of the conventional steel. However, when fatigue is a problem in steel structures, improvement in the low-stress and long-life range is desired in many cases. Is extremely expensive.
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、その要旨は、下記（１）〜（４）に示す厚鋼板にある。 This invention is made | formed based on said knowledge, The summary exists in the thick steel plate shown to following (1)-(4).
（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０４〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．００８０％を超えて０．０２５０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０４５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０４０％、Ｚｒ：０．０２０％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０２０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｃｕ：０〜０．７％、Ｎｉ：０〜３．０％、Ｃａ：０〜０．００７％、Ｍｇ：０〜０．００７％、Ｃｅ：０〜０．００７％、Ｙ：０〜０．５％、Ｎｄ：０〜０．５％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、下記式（ｉ）で表されるフリー窒素指数Ｎｆが−０．０００９以上であり、
金属組織が、面積％で、ベイナイト組織を８０％以上、かつ、上記ベイナイト組織と平均結晶粒径が３０μｍ以下のフェライト組織との合計を９５％以上含む、厚鋼板。
Ｎｆ＝Ｎ−１４×（Ｓｏｌ．Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４７．９＋Ｚｒ／９１．２＋Ｎｂ／９２．９＋Ｖ／５０．９＋Ｂ／１０．８） ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
(1) Chemical composition is mass%, C: 0.01 to 0.10%, Si: 0.04 to 0.60%, Mn: 0.50 to 1.50%, P: 0.025% Hereinafter, S: 0.020% or less, N: more than 0.0080% and 0.0250% or less, Sol. Al: 0.003-0.045%, Ti: 0.002-0.040%, Zr: 0.020% or less, Nb: 0.020% or less, V: 0.020% or less, B: 0.0. 0050% or less, O: 0.0030% or less, Cr: 0 to 1.0%, Mo: 0 to 0.8%, Cu: 0 to 0.7%, Ni: 0 to 3.0%, Ca: 0 to 0.007%, Mg: 0 to 0.007%, Ce: 0 to 0.007%, Y: 0 to 0.5%, Nd: 0 to 0.5%, balance: Fe and impurities And the free nitrogen index N f represented by the following formula (i) is −0.0009 or more,
A thick steel plate having a metal structure of area%, including a bainite structure of 80% or more and a total of 95% or more of the bainite structure and a ferrite structure having an average crystal grain size of 30 μm or less.
N f = N-14 × (Sol. Al / 27 + Ti / 47.9 + Zr / 91.2 + Nb / 92.9 + V / 50.9 + B / 10.8) (i)
However, each element symbol in the formula (i) represents the content (% by mass) of each element.
（２）質量％で、さらに、Ｃｒ：１．０％以下、および／または、Ｍｏ：０．８％以下を含有する、上記（１）に記載の厚鋼板。 (2) The thick steel plate according to (1), further containing, by mass%, Cr: 1.0% or less and / or Mo: 0.8% or less.
（３）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．７％以下、および／または、Ｎｉ：３．０％以下を含有する、上記（１）または上記（２）に記載の厚鋼板。 (3) The thick steel plate according to (1) or (2) above, further containing, by mass%, Cu: 0.7% or less and / or Ni: 3.0% or less.
（４）質量％で、さらに、Ｃａ：０．００７％以下、Ｍｇ：０．００７％以下、Ｃｅ：０．００７％以下、Ｙ：０．５％以下、および、Ｎｄ：０．５％以下から選択される１種以上を含有する、上記（１）から上記（３）までのいずれかに記載の厚鋼板。 (4) By mass%, Ca: 0.007% or less, Mg: 0.007% or less, Ce: 0.007% or less, Y: 0.5% or less, and Nd: 0.5% or less The thick steel plate according to any one of (1) to (3) above, which contains one or more selected from the above.
本発明によれば、曲げ加工性・溶接施工性を従来鋼並みに維持するため、静的強度を上げることなく、疲労特性に優れる厚鋼板を提供することができる。 According to the present invention, since the bending workability and welding workability are maintained at the same level as conventional steel, it is possible to provide a thick steel plate having excellent fatigue characteristics without increasing static strength.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail.
（Ａ）化学組成について
各元素の作用効果と、含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
(A) About chemical composition The effect of each element and the reason for limiting the content are as follows. In the following description, “%” for the content means “% by mass”.
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは、強度を高める作用を有する元素である。強度を確保するためには、Ｃを０．０１％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると、溶接部の硬度分布が不均質となり、溶接部の疲労強度を確保できない。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下とする。なお、Ｃは安価な元素であり、強度を高める作用を有する他の添加元素を抑制し、経済的に強度を確保するためには、Ｃ含有量は０．０３％以上とするのが好ましい。
C: 0.01 to 0.10%
C is an element having an effect of increasing the strength. In order to ensure the strength, it is necessary to contain 0.01% or more of C. On the other hand, if the C content exceeds 0.10%, the hardness distribution of the welded portion becomes inhomogeneous, and the fatigue strength of the welded portion cannot be ensured. Therefore, the C content is 0.10% or less. Note that C is an inexpensive element, and in order to suppress other additive elements having an effect of increasing the strength and to ensure the strength economically, the C content is preferably 0.03% or more.
Ｓｉ：０．０４〜０．６０％
Ｓｉは、鋼を脱酸するために必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０４％未満では、適切な脱酸効果を期待できないため、Ｓｉ含有量は０．０４％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えると、鋼板の靱性が劣化し始め、構造用鋼としての適正を欠くこととなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．６０％以下とする。ここで、Ｓｉ含有量としては、０．２０％以上とするのが好ましく、０．５０％以下とするのが好ましい。
Si: 0.04 to 0.60%
Si is an element necessary for deoxidizing steel. If the Si content is less than 0.04%, an appropriate deoxidation effect cannot be expected, so the Si content is set to 0.04% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.60%, the toughness of the steel sheet begins to deteriorate, and the suitability for structural steel is lacking. Therefore, the Si content is set to 0.60% or less. Here, the Si content is preferably 0.20% or more, and more preferably 0.50% or less.
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
Ｍｎは、Ｃと同様に、鋼材の強度を確保し、また、鋼板の疲労き裂進展抵抗性を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｍｎは０．５０％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、鋼板の靱性劣化が顕著となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。ここで、Ｍｎ含有量としては、０．８０％以上とするのが好ましく、１．３５％以下とするのが好ましい。
Mn: 0.50 to 1.50%
Mn, like C, is an element that is effective in securing the strength of the steel material and improving the fatigue crack growth resistance of the steel plate. Therefore, it is necessary to contain Mn at 0.50% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 1.50%, the toughness deterioration of the steel sheet becomes significant. Therefore, the Mn content is 1.50% or less. Here, the Mn content is preferably 0.80% or more, and preferably 1.35% or less.
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不可避的不純物であり、中心偏析を助長するなど鋼の靭性を劣化させるため、本発明においては、０．０２５％以下とする。望ましくは０．０１８％以下とする。
P: 0.025% or less P is an unavoidable impurity, and deteriorates the toughness of steel such as promoting central segregation. Therefore, in the present invention, P is made 0.025% or less. Desirably, it is 0.018% or less.
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、不可避的不純物であり、０．０２０％を越えて多量に存在する場合、溶接割れの原因となり、ＭｎＳ等の割れの起点となり得る介在物を形成する。そのため、Ｓ含有量は、０．０２０％以下とする。また、ＨＡＺ部靱性確保に影響のない程度に止めるためには、望ましくは０．０１５％以下、より望ましくは０．００６％以下である。
S: 0.020% or less S is an inevitable impurity, and when it is present in a large amount exceeding 0.020%, it causes inclusion cracks and forms inclusions that can be the starting point of cracks such as MnS. Therefore, the S content is 0.020% or less. Moreover, in order to stop to the extent which does not have influence on HAZ part toughness ensuring, it is 0.015% or less desirably, More desirably, it is 0.006% or less.
Ｎ：０．００８０％を超えて０．０２５０％以下
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを生成して、溶接熱影響部細粒化に寄与する重要な元素である。また、転位セルの形成を固着により阻害するため、Ｎは０．００８０％を超えて含有させる必要がある。一方、Ｎ含有量が０．０２５０％を超えると、鋼板の靱性が損なわれ始める。したがって、Ｎ含有量は０．０２５０％以下とする。ここで、Ｎ含有量としては、０．０１００％を超えることが好ましく、０．０１８０％以下とするのが好ましい。
N: more than 0.0080% and 0.0250% or less N is an important element that combines with Ti to generate TiN and contributes to the refinement of the weld heat affected zone. Moreover, in order to inhibit the formation of dislocation cells by sticking, it is necessary to contain N exceeding 0.0080%. On the other hand, if the N content exceeds 0.0250%, the toughness of the steel sheet begins to be impaired. Therefore, the N content is 0.0250% or less. Here, as N content, it is preferable to exceed 0.0100%, and it is preferable to set it as 0.0180% or less.
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０４５％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。鋼の脱酸のため、Ａｌを酸可溶性Ａｌ（Ｓｏｌ．Ａｌ）換算で、０．００３％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０４５％を超えると、溶接部に硬質の島状マルテンサイトが多数生成し、島状マルテンサイトが破壊起点となり溶接部の靱性が劣化する。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０４５％以下とする。ここで、充分な靱性を確保する上では、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０２％以下とするのが好ましい。
Sol. Al: 0.003 to 0.045%
Al is an element having a deoxidizing action. In order to deoxidize steel, it is necessary to contain Al in an amount of 0.003% or more in terms of acid-soluble Al (Sol. Al). On the other hand, Sol. When the Al content exceeds 0.045%, a large number of hard island martensites are generated in the welded portion, and the island martensite becomes a fracture starting point and the toughness of the welded portion deteriorates. Therefore, Sol. The Al content is 0.045% or less. Here, in order to ensure sufficient toughness, Sol. The Al content is preferably 0.02% or less.
Ｔｉ：０．００２〜０．０４０％
Ｔｉは、炭化物を生成することにより、軟質部を細粒化して強化するため、鋼板の疲労き裂進展抑制特性の改善に有効な元素である。そのため、Ｔｉを０．００２％以上含有させる必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．０４０％を超えると、鋼板の疲労き裂進展抑制特性の改善効果が飽和するだけでなく、鋼板の強度が上昇しすぎ、その結果、靱性が損なわれる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０４０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．０２０％以上とするのが好ましく、０．０３０％以下とするのが好ましい。
Ti: 0.002 to 0.040%
Ti is an element effective for improving the fatigue crack growth suppression characteristics of a steel sheet because it forms carbides to reinforce and strengthen the soft part. Therefore, it is necessary to contain Ti 0.002% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.040%, not only the effect of improving the fatigue crack growth inhibiting property of the steel sheet is saturated, but the strength of the steel sheet is excessively increased, and as a result, the toughness is impaired. Therefore, the Ti content is 0.040% or less. The Ti content is preferably 0.020% or more, and preferably 0.030% or less.
Ｚｒ：０．０２０％以下
Ｎｂ：０．０２０％以下
Ｖ：０．０２０％以下
Ｚｒ、ＮｂおよびＶは、いずれも、ＣおよびＮの化合物として析出し、結晶粒を微細化させ、靱性を向上させるのに有効な作用をする。しかしながら、０．０２０％を超えると、顕著な効果を示さなくなる。したがって、Ｚｒ、ＮｂおよびＶ含有量を、それぞれ０．０２０％以下とする。これらの元素の下限は特に定めないが、上記の効果を得るためには、Ｚｒを０．００２％以上、Ｎｂを０．００６％以上、Ｖを０．００７％以上含有させることが好ましい。
Zr: 0.020% or less Nb: 0.020% or less V: 0.020% or less Zr, Nb and V are all precipitated as C and N compounds to refine crystal grains and improve toughness. It works to make it effective. However, if it exceeds 0.020%, no significant effect is exhibited. Therefore, the Zr, Nb, and V contents are each 0.020% or less. Although the lower limit of these elements is not particularly defined, it is preferable to contain Zr in an amount of 0.002% or more, Nb in an amount of 0.006% or more, and V in an amount of 0.007% or more in order to obtain the above effect.
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、ＢＮとして析出し、フェライト変態を促進する。しかしながら、０．００５０％を超えると、溶接部靱性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。また、上記の効果を得るためには、Ｂを０．０００６％以上含有させることが好ましい。
B: 0.0050% or less B precipitates as BN and promotes ferrite transformation. However, if it exceeds 0.0050%, the weld zone toughness decreases. Therefore, the B content is 0.0050% or less. Moreover, in order to acquire said effect, it is preferable to contain B 0.0006% or more.
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、介在物の生成に極めて重要な働きをする元素である。介在物は疲労き裂の発生起点となる場合がある。そのため、介在物の形状、生成量を抑制することは、疲労向上に重要である。本発明でも、疲労強度を向上させるため、Ｏ含有量を抑制する制御を適用可能である。しかしながら、酸素量を制御するには、製鋼段階で多くの工数を要し、経済性に問題がある。そこで、疲労特性向上と、構造用部材としての経済性とを両立する観点から、Ｏ含有量は０．００３０％以下とする。Ｏ含有量は、低いほど好ましく、０．００２５％以下とするのが好ましい。
O: 0.0030% or less O is an element that plays an extremely important role in the formation of inclusions. Inclusions may be the starting point for fatigue cracks. Therefore, suppressing the shape and the amount of inclusions is important for improving fatigue. Even in the present invention, in order to improve the fatigue strength, control for suppressing the O content can be applied. However, in order to control the amount of oxygen, many man-hours are required at the steelmaking stage, which is problematic in terms of economy. Therefore, the O content is set to 0.0030% or less from the viewpoint of achieving both improvement in fatigue characteristics and economy as a structural member. The O content is preferably as low as possible, and is preferably 0.0025% or less.
以下、任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。 Hereinafter, the effect of an arbitrary element and the reason for limiting the content will be described.
Ｃｒ：０〜１．０％
Ｃｒは、鋼の強度を高める作用があり、また、疲労き裂進展抑制にも有効であるため、含有させてもよい。しかし、Ｃｒを過剰に含有させると靱性が劣化する場合があるので、Ｃｒ含有量は１．０％以下であることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は０．１％以上であることが好ましく、０．３％以上であることがさらに好ましい。
Cr: 0 to 1.0%
Cr has the effect of increasing the strength of the steel and is also effective in suppressing fatigue crack growth, so it may be contained. However, since the toughness may be deteriorated when Cr is excessively contained, the Cr content is preferably 1.0% or less. Further, the Cr content is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.3% or more.
Ｍｏ：０〜０．８％
Ｍｏは、焼入れ性を高めて強度を改善するのに有効な元素であるため、含有させてもよい。ただし、Ｍｏ含有量が０．８％を超えると靱性の劣化を引き起こす場合があるばかりでなく、コスト上昇を招く場合がある。そのため、Ｍｏ含有量は０．８％以下であることが好ましい。また、Ｍｏ含有量は０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上であることがより好ましい。
Mo: 0 to 0.8%
Mo is an element effective for improving the hardenability and improving the strength, so it may be contained. However, if the Mo content exceeds 0.8%, not only the toughness may be deteriorated but also the cost may be increased. Therefore, the Mo content is preferably 0.8% or less. Moreover, it is preferable that Mo content is 0.1% or more, and it is more preferable that it is 0.2% or more.
Ｃｕ：０〜０．７％
Ｃｕは、鋼の強度を高める作用があるので、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．７％を超えると、鋼の靱性が劣化する場合があるので、Ｃｕ含有量は０．７％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．５％以下である。また、鋼の強度を高めるため、Ｃｕ含有量は０．１％以上であることが好ましく、０．３％以上であることがより好ましい。
Cu: 0 to 0.7%
Since Cu has an effect of increasing the strength of steel, it may be contained. However, if the Cu content exceeds 0.7%, the toughness of the steel may deteriorate, so the Cu content is preferably 0.7% or less. More preferably, it is 0.5% or less. Moreover, in order to raise the intensity | strength of steel, it is preferable that Cu content is 0.1% or more, and it is more preferable that it is 0.3% or more.
Ｎｉ：０〜３．０％
Ｎｉは、鋼の強度を高める作用があり、また、疲労き裂進展抑制にも有効であるため、含有させてもよい。しかし、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、コスト上昇に見合うだけの強度が得られない場合があるとともに、疲労き裂進展抑制効果も飽和する場合があるので、３．０％以下であることが好ましい。鋼の強度を高めるためには、Ｎｉ含有量は０．２％以上であることが好ましい。
Ni: 0 to 3.0%
Ni has the effect of increasing the strength of the steel and is also effective in suppressing fatigue crack growth, so it may be contained. However, if the Ni content exceeds 3.0%, strength sufficient to meet the cost increase may not be obtained, and the fatigue crack growth suppression effect may be saturated. Preferably there is. In order to increase the strength of the steel, the Ni content is preferably 0.2% or more.
Ｃａ：０〜０．００７％
Ｃａは、組織微細化を通して靭性改善に寄与するため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００７％を超えると、Ｃａ介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｃａ含有量は０．００７％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．００３％以下である。また、靭性改善の効果を得るため、Ｃａ含有量は０．００１５％以上であることが好ましい。
Ca: 0 to 0.007%
Since Ca contributes to the improvement of toughness through the refinement of the structure, Ca may be contained. However, when the Ca content exceeds 0.007%, the amount of Ca inclusions becomes excessive, and the toughness may be deteriorated. Therefore, the Ca content is preferably 0.007% or less. More preferably, it is 0.003% or less. Moreover, in order to acquire the effect of toughness improvement, it is preferable that Ca content is 0.0015% or more.
Ｍｇ：０〜０．００７％
Ｍｇは、組織微細化を通して靭性改善に寄与するため、含有させてもよい。しかし、Ｍｇ含有量が０．００７％を超えると、Ｍｇ介在物の量が過剰となって、Ｃａと同様に靭性劣化を来す場合がある。したがって、Ｍｇ含有量は０．００７％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．００３％以下である。また、靭性改善の効果を得るため、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。
Mg: 0 to 0.007%
Since Mg contributes to toughness improvement through refinement of the structure, it may be contained. However, if the Mg content exceeds 0.007%, the amount of Mg inclusions becomes excessive, and toughness deterioration may occur as in the case of Ca. Therefore, the Mg content is preferably 0.007% or less. More preferably, it is 0.003% or less. In order to obtain the effect of improving toughness, the Mg content is preferably 0.0005% or more.
Ｃｅ：０〜０．００７％
Ｃｅは、組織微細化を通して靭性改善に寄与するため、含有させてもよい。しかし、Ｃｅ含有量が０．００７％を超えると、Ｃｅ介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｃｅ含有量は０．００７％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．００３％以下である。また、靭性改善の効果を得るため、Ｃｅ含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。
Ce: 0 to 0.007%
Ce may be contained because it contributes to the improvement of toughness through refinement of the structure. However, when the Ce content exceeds 0.007%, the amount of Ce inclusions becomes excessive, and the toughness may be deteriorated. Therefore, the Ce content is preferably 0.007% or less. More preferably, it is 0.003% or less. In order to obtain the effect of improving toughness, the Ce content is preferably 0.0005% or more.
Ｙ：０〜０．５％
Ｙは、組織微細化を通して靭性改善に寄与するため、含有させてもよい。しかし、Ｙ含有量が０．５％を超えると、Ｙ介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｙ含有量は０．５％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以下である。また、靭性改善の効果を得るため、Ｙ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Y: 0 to 0.5%
Since Y contributes to toughness improvement through refinement of the structure, it may be contained. However, when the Y content exceeds 0.5%, the amount of Y inclusions becomes excessive, and the toughness may be deteriorated. Therefore, the Y content is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.05% or less. Moreover, in order to acquire the effect of toughness improvement, it is preferable that Y content is 0.01% or more.
Ｎｄ：０〜０．５％
Ｎｄは、組織の微細化を通して靭性改善に寄与するため、含有させてもよい。しかし、Ｎｄ含有量が０．５％を超えると、Ｎｄ介在物の量が過剰となり、かえって靭性が劣化する場合がある。したがって、Ｎｄ含有量は０．５％以下であることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以下である。また、靭性改善の効果を得るため、Ｎｄ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Nd: 0 to 0.5%
Nd may be contained because it contributes to toughness improvement through refinement of the structure. However, if the Nd content exceeds 0.5%, the amount of Nd inclusions becomes excessive and the toughness may be deteriorated. Therefore, the Nd content is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.05% or less. Moreover, in order to acquire the effect of toughness improvement, it is preferable that Nd content is 0.01% or more.
本発明の厚鋼板は、上記の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物である化学組成を有する。「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 The thick steel plate of the present invention contains the above-described elements, and the balance has a chemical composition that is Fe and impurities. "Impurity" is a component that is mixed due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when steel is industrially manufactured, and is allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means.
（Ｂ）フリー窒素指数Ｎｆについて
フリー窒素指数Ｎｆ：−０．０００９以上
本発明は、フリー窒素を転位の移動阻止に積極的に活用することに特徴がある。フリー窒素は従来、靱性を劣化するものとして抑制することのみが追及されてきた。しかし、脆化の原因は粒内の窒素であり、窒素を粒界に留めることにより脆化を回避できることが本検討で明らかとなった。細粒の組織を安定して製造することにより、フリー窒素を適量の範囲に精度よく制御することによって、疲労特性を改善することが可能となった。ここで、フリー窒素量は、添加されている総窒素量から、窒化物として消費された分を差し引いた残りである。正確なフリー窒素量は、精緻な測定を経なければ確定できないが、窒化物生成元素量を用いて、下記（ｉ）式からフリー窒素量の概略を見積もることができる。ここでは、この数値をフリー窒素指数と呼ぶ。
Ｎｆ＝Ｎ−１４×（Ｓｏｌ．Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４７．９＋Ｚｒ／９１．２＋Ｎｂ／９２．９＋Ｖ／５０．９＋Ｂ／１０．８） ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
(B) Free Nitrogen Index N f Free Nitrogen Index N f : −0.0009 or more The present invention is characterized in that free nitrogen is actively used to prevent dislocation migration. Conventionally, it has been pursued only to suppress free nitrogen as a deterioration of toughness. However, the cause of embrittlement is nitrogen in the grains, and it became clear in this study that embrittlement can be avoided by keeping nitrogen at the grain boundaries. By stably producing a fine-grained structure, it has become possible to improve fatigue characteristics by accurately controlling free nitrogen within an appropriate range. Here, the amount of free nitrogen is the remainder obtained by subtracting the amount consumed as nitride from the total amount of nitrogen added. Although an accurate amount of free nitrogen cannot be determined unless precise measurement is performed, an outline of the amount of free nitrogen can be estimated from the following equation (i) using the amount of nitride-forming elements. Here, this value is called the free nitrogen index.
N f = N-14 × (Sol. Al / 27 + Ti / 47.9 + Zr / 91.2 + Nb / 92.9 + V / 50.9 + B / 10.8) (i)
However, each element symbol in the formula (i) represents the content (% by mass) of each element.
ここで、フリー窒素指数が正となった場合に、フリー窒素が初めて存在するようにも思えるが、いずれの元素も全量窒化物を形成する訳ではなく、多くの実験を実施した結果、−０．０００９以上であれば、疲労特性改善に有効なフリー窒素が存在していることを確認した。そこで、本発明においては、フリー窒素指数を−０．０００９以上に設定した。もっとも、疲労改善効果を顕著に発揮させるためには、フリー窒素指数をより大きくすることが望ましく、０以上に成分調整を行うことが望ましい。 Here, when the free nitrogen index becomes positive, it seems that free nitrogen exists for the first time. However, not all elements form nitrides, and as a result of many experiments, −0 If it is .0009 or more, it was confirmed that free nitrogen effective in improving fatigue characteristics is present. Therefore, in the present invention, the free nitrogen index is set to −0.0009 or more. However, in order to exhibit the fatigue improvement effect remarkably, it is desirable to increase the free nitrogen index, and it is desirable to adjust the component to 0 or more.
（Ｃ）組織、粒径について
フリー窒素を粒界に留め、靱性に悪影響を及ぼす粒内のフリー窒素を避けるため、粒界面積が広い細粒組織が不可欠である。そのため、本発明の厚鋼板では、金属組織が、面積％で、ベイナイト組織を８０％以上、かつ、上記ベイナイト組織と平均結晶粒径が３０μｍ以下のフェライト組織との合計を９５％以上含むものである。
(C) Structure and particle size In order to keep free nitrogen at the grain boundaries and avoid free nitrogen in the grains that adversely affects toughness, a fine grain structure with a wide grain interface is essential. Therefore, in the thick steel plate of the present invention, the metal structure includes area%, the bainite structure is 80% or more, and the total of the bainite structure and the ferrite structure having an average crystal grain size of 30 μm or less is 95% or more.
ここで、ベイナイト組織およびフェライト組織の面積％は、厚鋼板の圧延方向に平行な板厚断面のミクロ組織をナイタール（２〜５％（体積分率）の硝酸エタノール溶液）を用いて現出させ、板厚中央部を、光学顕微鏡を用いて５００倍で観察し、画像解析を行うことにより算出した。
また、フェライト組織の平均結晶粒径は、厚鋼板の板厚１／４近辺から試験片を切り出し、研磨後、ナイタール（２〜５％（体積分率）の硝酸エタノール溶液）を用いてフェライト結晶粒界を現出させ、ミクロ組織観察写真を撮り、写真に任意に引いた直線に交わる結晶粒の１結晶粒当たりの平均線分長を測定することによって求めた。
Here, the area% of the bainite structure and the ferrite structure is obtained by using a nital (2-5% (volume fraction) nitric acid ethanol solution) to reveal the microstructure of the plate thickness section parallel to the rolling direction of the thick steel plate. The center part of the plate thickness was calculated by observing at 500 times using an optical microscope and performing image analysis.
The average crystal grain size of the ferrite structure is determined by cutting out a test piece from around the thickness 1/4 of the thick steel plate, polishing, and then using ferrite (2-5% (volume fraction) nitric acid ethanol solution) for ferrite crystals. The grain boundary was revealed, a microstructural observation photograph was taken, and the average line segment length per crystal grain of the crystal grain intersecting with a straight line arbitrarily drawn on the photograph was measured.
本発明の厚鋼板では、金属組織が、面積％で、ベイナイト組織を８０％以上含むとしたのには、以下の理由による。
熱間圧延後の加速冷却で得られたベイナイト組織では、一般に、転位密度は極めて高い。一方、疲労荷重の繰返しによって、疲労き裂先端においては、常に正負交番の塑性ひずみが付与される。安定状態よりも高密度の転位は、正負交番のひずみが駆動力になって転位組織が再構築され、安定状態に向かって転位密度は減少する。これが所謂繰返し軟化挙動である。材料が繰返し軟化すると、外力条件が同じであっても、疲労き裂の進展駆動力が緩和され、疲労き裂進展速度が抑制される。そのため、疲労き裂が発生した後、機能が喪失するまでき裂が成長するまでの寿命、つまり疲労き裂進展寿命が疲労き裂進展速度の抑制の結果、延伸される。因みに、フェライト組織は、正負交番のひずみによって、転位が蓄積し、繰返し硬化することが知られている。そのため、ベイナイト組織とフェライト組織とを比較すると、フェライト組織の疲労き裂進展寿命は、通常、ベイナイト組織のそれに比べ劣る。以上、本願では厚鋼板の疲労損傷形態が、疲労き裂の発生に続く、疲労き裂の進展、限界き裂長さまでの進展後の最終破壊、であることに鑑み、ベイナイト組織を積極的に活用している。そのために、本発明の厚鋼板では、金属組織が、面積％で、ベイナイト組織を８０％以上含むこととした。
In the thick steel plate of the present invention, the metal structure is area% and the bainite structure is included 80% or more for the following reason.
In a bainite structure obtained by accelerated cooling after hot rolling, in general, the dislocation density is extremely high. On the other hand, by repeating the fatigue load, positive and negative alternating plastic strain is always applied to the tip of the fatigue crack. For dislocations with a higher density than the stable state, the strain of positive and negative alternating forces becomes a driving force, and the dislocation structure is reconstructed, and the dislocation density decreases toward the stable state. This is the so-called cyclic softening behavior. When the material is repeatedly softened, even if the external force conditions are the same, the fatigue crack growth driving force is relaxed, and the fatigue crack growth rate is suppressed. Therefore, after the fatigue crack is generated, the life until the crack grows until the function is lost, that is, the fatigue crack growth life is extended as a result of the suppression of the fatigue crack growth rate. Incidentally, it is known that in a ferrite structure, dislocations accumulate due to alternating positive and negative strains and are repeatedly hardened. Therefore, when the bainite structure and the ferrite structure are compared, the fatigue crack growth life of the ferrite structure is usually inferior to that of the bainite structure. As described above, in the present application, in view of the fact that the fatigue damage mode of the thick steel plate is the fatigue crack growth following the occurrence of the fatigue crack, and the final fracture after progressing to the limit crack length, the bainite structure is actively utilized. doing. Therefore, in the thick steel plate of the present invention, the metal structure is area% and the bainite structure is included 80% or more.
本発明の厚鋼板において、金属組織がベイナイト組織のみの場合、その組織は微細であるので、フリー窒素を粒界に存在させることが容易となる。しかし、ベイナイト以外の金属組織としてフェライト組織がある場合、転位の移動を固着するとともに、脆化を抑制するためには、フリー窒素をフェライト粒界に存在させる必要がある。特に、フェライト組織の平均結晶粒径が３０μｍを超えるものは、粒界体積が少なくなり、フリー窒素を粒界に留めることができず、フェライト粒内に存在し、脆化要因となるので、その量は極力低減する必要がある。よって、ベイナイト以外の金属組織としてフェライト組織がある場合には、金属組織が、面積％で、ベイナイト組織と平均結晶粒径が３０μｍ以下のフェライト組織との合計を９５％以上とする必要がある。 In the thick steel plate of the present invention, when the metal structure is only a bainite structure, since the structure is fine, it is easy to allow free nitrogen to exist at the grain boundaries. However, when there is a ferrite structure as a metal structure other than bainite, it is necessary to make free nitrogen exist at the ferrite grain boundary in order to fix the movement of dislocations and suppress embrittlement. In particular, when the average crystal grain size of the ferrite structure exceeds 30 μm, the grain boundary volume decreases, free nitrogen cannot be retained at the grain boundary, exists in the ferrite grain, and causes embrittlement. The amount needs to be reduced as much as possible. Therefore, when there is a ferrite structure as a metal structure other than bainite, the metal structure needs to be area%, and the total of the bainite structure and the ferrite structure having an average crystal grain size of 30 μm or less needs to be 95% or more.
なお、本発明の厚鋼板においては、金属組織が上記の条件を満たしておれば、よく、残部（金属組織の５％以下の部分）を定める必要はない。ただし、残部としては、平均結晶粒径が３０μｍを超えるフェライト組織、パーライト組織、および、マルテンサイト組織から選択される１種以上が想定される。 In the thick steel plate of the present invention, it is only necessary that the metal structure satisfies the above-described conditions, and there is no need to define the remainder (a portion of 5% or less of the metal structure). However, the remainder is assumed to be one or more selected from a ferrite structure, a pearlite structure, and a martensite structure with an average crystal grain size exceeding 30 μm.
ここで、前述のように、平均結晶粒径３０μｍを超えるフェライト組織は、フェライト粒内の固溶窒素量が増し、母材の靱性を低下させるが、上記の金属組織を有しておれば、その残部に平均結晶粒径３０μｍを超えるフェライト組織が存在していても問題とならない。また、パーライト組織およびマルテンサイト組織は、ベイナイト組織と異なり、繰返し荷重によって軟化することがない。そのため、繰返し荷重が負荷された状態でも硬相が維持され、マトリックスとの著しい硬度差が初期状態のまま残存し、マトリックス／硬相の界面で、応力やひずみが集中し、疲労き裂の発生を誘発する。しかし、上記の金属組織を有していれば、残部にパーライト組織およびマルテンサイト組織が存在していても問題とならない。 Here, as described above, the ferrite structure exceeding the average crystal grain size of 30 μm increases the amount of solid solution nitrogen in the ferrite grains and decreases the toughness of the base material. Even if a ferrite structure having an average crystal grain size of more than 30 μm exists in the remainder, there is no problem. Further, unlike the bainite structure, the pearlite structure and the martensite structure are not softened by repeated loads. For this reason, the hard phase is maintained even when cyclic loads are applied, a significant hardness difference from the matrix remains in the initial state, stress and strain concentrate at the matrix / hard phase interface, and fatigue cracks occur. To trigger. However, as long as it has the above metal structure, there is no problem even if a pearlite structure and a martensite structure exist in the remaining part.
（Ｄ）製造方法
本発明に係る厚鋼板の製造方法については、特に制限は設けないが、例えば、上記で説明した化学組成を有するスラブを加熱した後、熱間圧延し、最後に冷却することにより製造することができる。熱間圧延工程および一次冷却工程については、以下に示す条件で行うことが望ましい。
(D) Manufacturing method Although there is no restriction | limiting in particular about the manufacturing method of the thick steel plate which concerns on this invention, For example, after heating the slab which has the chemical composition demonstrated above, it hot-rolls and finally cools. Can be manufactured. About a hot rolling process and a primary cooling process, it is desirable to carry out on the conditions shown below.
熱間圧延工程において、加速冷却前の９５０℃以下における圧下率は、４０％以上であることが好ましい。
加速冷却前の９５０℃以下における圧下率が４０％未満の場合、圧延によって圧延直後に導入された転位は、その大部分が再結晶によって消失してしまうため、変態の核として機能しない場合がある。その結果、変態後の組織は粗大なものとなり、固溶窒素による脆化が問題となる場合が多いため、加速冷却前の９５０℃以下における圧下率が４０％以上であることが好ましい。
In the hot rolling step, the rolling reduction at 950 ° C. or less before accelerated cooling is preferably 40% or more.
When the rolling reduction at 950 ° C. or less before accelerated cooling is less than 40%, most of the dislocations introduced immediately after rolling by rolling are lost by recrystallization, and thus may not function as a nucleus of transformation. . As a result, the structure after transformation becomes coarse, and embrittlement due to solute nitrogen often becomes a problem. Therefore, the rolling reduction at 950 ° C. or lower before accelerated cooling is preferably 40% or higher.
一次冷却工程では、平均冷却速度が１℃／ｓ以上、５℃／ｓ未満であることが好ましい。
平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、軟質組織の粒径が大きくなり過ぎて、強度や靭性が劣化したり、バンド状組織が発生して疲労特性が低下したりするなどの問題が生じる場合がある。そのため、平均冷却速度は１℃／ｓ以上とすることが好ましい。しかしながら、平均冷却速度が５℃／ｓ以上であると、充分な伸びが得られない場合がある。そのため、平均冷却速度は５℃／ｓ未満とすることが好ましく、３℃／ｓ未満とするのがより好ましい。
In the primary cooling step, the average cooling rate is preferably 1 ° C./s or more and less than 5 ° C./s.
If the average cooling rate is less than 1 ° C./s, there are problems such as the particle size of the soft tissue becomes too large and the strength and toughness deteriorate, or the band-like structure is generated and the fatigue characteristics are lowered. May occur. Therefore, the average cooling rate is preferably 1 ° C./s or more. However, if the average cooling rate is 5 ° C./s or more, sufficient elongation may not be obtained. For this reason, the average cooling rate is preferably less than 5 ° C./s, and more preferably less than 3 ° C./s.
また、一次冷却工程における冷却開始温度は、Ａｒ３点−１０℃超とすることが望ましく、冷却終了温度は、Ａｒ３点−５０℃以下とすることが望ましい。冷却開始温度および冷却終了温度が上記の規定から外れると、ミクロ組織の微細化が困難になる場合があるためである。具体的には、一次冷却工程における冷却開始温度がＡｒ３点−１０℃以下の場合、ベイナイトの分率が低下する。一方、一次冷却工程の冷却終了温度がＡｒ３点−５０℃を超えるとフェライト粒の粗大化が認められ、フェライト組織の平均結晶粒径を３０μｍ以下に抑制することが困難となる場合がある。
なお、Ａｒ３点は、下記式（ｉｉ）で表される値である。
Ａｒ３＝９００−３２６Ｃ＋４０Ｓｉ−４０Ｍｎ−３６Ｎｉ−２１Ｃｕ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ ・・・（ｉｉ）
ただし、（ｉｉ）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
In addition, the cooling start temperature in the primary cooling step is preferably Ar 3 points −10 ° C. or higher, and the cooling end temperature is preferably Ar 3 points −50 ° C. or lower. This is because if the cooling start temperature and the cooling end temperature deviate from the above definition, it may be difficult to refine the microstructure. Specifically, when the cooling start temperature in the primary cooling step is Ar 3 points −10 ° C. or lower, the fraction of bainite decreases. On the other hand, when the cooling end temperature in the primary cooling step exceeds Ar 3 point-50 ° C, ferrite grains are coarsened, and it may be difficult to suppress the average crystal grain size of the ferrite structure to 30 µm or less.
The Ar 3 point is a value represented by the following formula (ii).
Ar 3 = 900-326C + 40Si-40Mn-36Ni-21Cu-25Cr-30Mo (ii)
However, each element symbol in the formula (ii) represents the content (% by mass) of each element.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.
＜疲労特性評価＞
表１に示す鋼種１〜５５の化学成分を有する鋼材をラボにて溶解し、インゴットを１００ｍｍ厚に鍛造後、温度と板厚を厳密に制御して１６ｍｍ厚まで熱間圧延を行った。９５０℃以下における各圧下率を、表２に示す。次に、表２に示す条件で、一次冷却を行った。一次冷却後、平均冷却速度１０℃／ｓで４００℃以下まで加速冷却した。そして、１６ｍｍ厚の鋼板から、図１に示す小野式回転曲げ疲労試験片を機械加工により採取した。
なお、試験片には、破壊部を限定するためにＲ１０ｍｍの環状切欠きが存在するが、試験片寸法に比べ大きな曲率半径（Ｒ１０）であり、応力集中は小さいため、平滑形状の疲労強度を評価することができる。
<Fatigue property evaluation>
Steel materials having chemical components of steel types 1 to 55 shown in Table 1 were melted in a laboratory, the ingot was forged to a thickness of 100 mm, and hot-rolled to a thickness of 16 mm by strictly controlling the temperature and the plate thickness. Table 2 shows the rolling reductions at 950 ° C. or lower. Next, primary cooling was performed under the conditions shown in Table 2. After the primary cooling, accelerated cooling was performed to 400 ° C. or lower at an average cooling rate of 10 ° C./s. And the Ono type | formula rotation bending fatigue test piece shown in FIG. 1 was extract | collected by machining from the steel plate of thickness 16mm.
The test piece has an R10 mm annular notch to limit the fractured portion, but has a larger radius of curvature (R10) than the test piece size and a small stress concentration. Can be evaluated.
各鋼板から試験片を６〜８体準備し、疲労試験における曲げ応力値を適切に設定し、疲労破断寿命を評価した。疲労試験は、小野式回転曲げ疲労試験機で行った。回転数を３０００ｒｐｍ程度、すなわち繰返し速度を５０Ｈｚに設定し、主に長寿命域の疲労データを採取した。疲労試験結果の一例を図２に示す。両対数グラフで表示すると、従来から知られているように、有限寿命域は右下がりの直線で近似できる。最も長い破断繰返し数は１０６回を超えた領域で、それより低い応力では１０７でも疲労破断しない。すなわち、未破断領域が明瞭に確認できる。有限寿命域で最も寿命の長い試験条件の応力値と、未破断データで最も高い応力値との中央値を疲労限度と定義する場合がある。例えば、図３の疲労試験結果では、疲労限度が本発明例では３３０であり、比較例では斜線を施したバンド内に位置し、２４０ＭＰａである。 Six to eight specimens were prepared from each steel plate, the bending stress value in the fatigue test was appropriately set, and the fatigue fracture life was evaluated. The fatigue test was performed with an Ono type rotating bending fatigue tester. The rotation speed was set to about 3000 rpm, that is, the repetition rate was set to 50 Hz, and fatigue data in a long life range was mainly collected. An example of the fatigue test result is shown in FIG. When displayed in a log-log graph, the finite lifetime can be approximated by a straight line descending to the right, as is conventionally known. The longest number of repetitions of rupture is in the region exceeding 10 6 times, and at lower stresses, no fatigue rupture occurs even at 10 7 . That is, the unbroken area can be clearly confirmed. In some cases, the fatigue value is defined as the median value between the stress value of the test condition having the longest life in the finite life region and the highest stress value of the unbroken data. For example, in the fatigue test result of FIG. 3, the fatigue limit is 330 in the example of the present invention, and in the comparative example, the fatigue limit is 240 MPa, which is located in the hatched band.
ところで、母材の疲労強度は、母材の静的な強度特性に強く依存することが知られている。すなわち、静的強度が高強度であるほど、母材の平滑の疲労特性は良好になる。そのため、鋼材の疲労特性の優劣を評価する際に、ＳＮ線図の縦軸、すなわち応力パラメータを、例えば鋼材の引張強度ＴＳで除して、無次元化することがある。ここでも、各鋼材の疲労試験結果を引張強度ＴＳで除したもので比較した。その結果、図３に示すように、窒素含有量２１ｐｐｍの鋼種Ｎｏ．２１、窒素含有量３２ｐｐｍの鋼種Ｎｏ．５１、窒素含有量３４ｐｐｍの鋼種Ｎｏ．５３の３鋼種は、相対的に低疲労強度である。一方、窒素含有量が１８０ｐｐｍの鋼種Ｎｏ．１、窒素含有量が１９０ｐｐｍの鋼種Ｎｏ．１７の本発明例の２つの鋼材は、ＴＳで無次元化してもなお、疲労特性に優れることが判る。なお、本発明の目的は、ＴＳで無次元化してもなお特性が良好である鋼材の提供であることは言うまでもない。 Incidentally, it is known that the fatigue strength of the base material strongly depends on the static strength characteristics of the base material. That is, the higher the static strength, the better the smooth fatigue characteristics of the base material. Therefore, when evaluating the superiority or inferiority of the fatigue characteristics of the steel material, the vertical axis of the SN diagram, that is, the stress parameter, may be divided by, for example, the tensile strength TS of the steel material to make it dimensionless. Again, the comparison was made by dividing the fatigue test results of each steel material by the tensile strength TS. As a result, as shown in FIG. 21, steel type No. 2 with a nitrogen content of 32 ppm. 51, steel type No. 34 with nitrogen content of 34 ppm. Three steel grades of 53 have relatively low fatigue strength. On the other hand, steel type No. 1 with a nitrogen content of 180 ppm. 1. Steel type No. 1 with a nitrogen content of 190 ppm. It can be seen that the two steel materials of the 17 invention examples are excellent in fatigue characteristics even if they are made dimensionless with TS. Needless to say, the object of the present invention is to provide a steel material that has good characteristics even when it is dimensionless with TS.
本検討では、母材疲労特性に及ぼす、化学成分、製造条件、等の影響を詳細に調査した。鋼材疲労特性の良否判断において、応力をＴＳで無次元化した応力パラメータで０．６を評価基準とした。つまり、無次元応力パラメータで０．６における疲労寿命で、鋼疲労特性の良否を判断した。図３の場合には、無次元化応力パラメータ０.６での寿命は、低疲労強度側から順に、７．１×１０４、１．５×１０５、２．６×１０５、５．４×１０５、８．８×１０５回である。本定義による疲労寿命で、寿命が４.０×１０５回を超える鋼材は、鋼材の疲労特性に優れているとみなした。結果を表２に示す。 In this study, the effects of chemical composition, manufacturing conditions, etc. on the base metal fatigue characteristics were investigated in detail. In the judgment of quality of steel material fatigue characteristics, 0.6 was used as an evaluation criterion with a stress parameter obtained by making stress non-dimensional with TS. That is, the quality of the steel fatigue characteristics was judged by the fatigue life at a dimensionless stress parameter of 0.6. In the case of FIG. 3, the life under the dimensionless stress parameter 0.6 is 7.1 × 10 4 , 1.5 × 10 5 , 2.6 × 10 5 , 5. in order from the low fatigue strength side. 4 × 10 5 and 8.8 × 10 5 times. A steel material having a fatigue life according to this definition and having a life exceeding 4.0 × 10 5 times was regarded as having excellent fatigue properties. The results are shown in Table 2.
＜溶接構造用鋼としての特性評価＞
疲労特性以外に、溶接構造用鋼として備えておくべき各種鋼材特性に関し、以下の判断基準で良否を決定した。また、各種鋼材特性を一つでも満たさない鋼材は、総合評価で不可と判断した。結果を表３に示す。
母材強度：室温での引張強度が４００ＭＰａ未満を母材強度不足とした。
脱酸：母材靱性で間接的に評価し、シャルピー衝撃試験において、−２０℃で１００Ｊ未満を脱酸不足とした。
母材靱性：シャルピー衝撃試験において、−２０℃で１００Ｊ未満を母材靱性不足とした
耐溶接割れ：ＣＯ２溶接法を用いて、入熱１．０ｋＪ／ｍｍで１６ｍｍ厚鋼板に溶接割れが発生した場合、特性不足とした。
溶接部靱性：入熱１.５ｋＪ／ｍｍ、板厚１６ｍｍの再現ＨＡＺ材に対するシャルピー衝撃試験において、０℃で１００Ｊ未満を溶接部靱性不足とした。
母材疲労き裂進展特性：応力比０.１、応力拡大係数範囲ΔＫ＝２０ＭＰａ√ｍの条件下において、母材の疲労き裂進展速度が５×１０−５ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以上の場合を母材疲労き裂進展特性不足とした。
溶接部疲労特性：１６ｍｍ厚鋼板で、荷重非伝達十字溶接継手を準備し、最大応力３５０ＭＰａ、最小応力２５０ＭＰａ、応力範囲１００ＭＰａで疲労試験をした結果、疲労寿命が１.２５×１０６回未満を継手疲労特性不足とした。
母材の破断伸び：母材の破断伸びが２０％以下の場合、伸び特性不足とした。
<Characteristic evaluation as welded structural steel>
In addition to fatigue properties, the quality of various steel materials to be provided as welded structural steel was determined based on the following criteria. Moreover, it was judged that the steel materials which do not satisfy even one of the various steel material properties are impossible in the comprehensive evaluation. The results are shown in Table 3.
Base material strength: Tensile strength at room temperature of less than 400 MPa was regarded as insufficient base material strength.
Deoxidation: Indirect evaluation was made based on the toughness of the base material, and in the Charpy impact test, deoxidation was less than −100 J at −20 ° C.
Base metal toughness: In the Charpy impact test, weld crack resistance with less than 100 J base metal toughness at −20 ° C .: Weld crack occurs in 16 mm thick steel plate with heat input of 1.0 kJ / mm using CO 2 welding method In this case, the characteristics were insufficient.
Weld zone toughness: In a Charpy impact test on a reproduced HAZ material with a heat input of 1.5 kJ / mm and a plate thickness of 16 mm, a weld zone toughness of less than 100 J at 0 ° C. was considered insufficient.
Base metal fatigue crack growth characteristics: Under conditions where the stress ratio is 0.1 and the stress intensity factor range ΔK = 20 MPa√m, the fatigue crack growth rate of the base metal is 5 × 10 −5 mm / cycle or more. Material fatigue crack growth characteristics were insufficient.
Fatigue characteristics of welded part: 16mm thick steel plate, load non-transmission cross welded joint was prepared, and fatigue test was conducted with maximum stress 350MPa, minimum stress 250MPa and stress range 100MPa. As a result, fatigue life was less than 1.25x10 6 times. The joint fatigue characteristics were insufficient.
Elongation at break of base material: When the elongation at break of the base material was 20% or less, the elongation characteristics were insufficient.
本発明の用件を満たす鋼種Ｎｏ．１〜２０は、充分な疲労特性を示した。また、溶接構造用として用いた場合にも、母材強度、脱酸、母材靭性、耐溶接割れ特性、溶接部靭性、母材疲労き裂進展特性、溶接部疲労特性、母材の破断伸びの各特性において優れた評価結果を示した。
しかしながら、本発明の用件を一つでも満たさない鋼種Ｎｏ．２１〜５５は、疲労特性が充分でなく、また、溶接構造用としての特性も不充分であった。
Steel grade No. satisfying the requirements of the present invention. 1-20 showed sufficient fatigue characteristics. Also when used for welded structures, base metal strength, deoxidation, base metal toughness, weld crack resistance, weld toughness, base metal fatigue crack growth characteristics, weld fatigue characteristics, base metal elongation at break Excellent evaluation results were shown for each of the characteristics.
However, steel grade No. which does not satisfy even one requirement of the present invention. Nos. 21 to 55 have insufficient fatigue characteristics and insufficient characteristics for welded structures.
本発明によれば、曲げ加工性・溶接施工性を従来鋼並みに維持するため、静的強度を上げることなく、疲労特性に優れる厚鋼板を提供することができる。したがって、本発明の厚鋼板は、船舶、建機、橋梁、建築、海洋構造物、タンク、パイプなどに好適に用いることができる。 According to the present invention, since the bending workability and welding workability are maintained at the same level as conventional steel, it is possible to provide a thick steel plate having excellent fatigue characteristics without increasing static strength. Therefore, the steel plate of the present invention can be suitably used for ships, construction machinery, bridges, buildings, marine structures, tanks, pipes, and the like.
Claims (4)
金属組織が、面積％で、ベイナイト組織を８０％以上、かつ、前記ベイナイト組織と平均結晶粒径が３０μｍ以下のフェライト組織との合計を９５％以上含む、厚鋼板。
Ｎｆ＝Ｎ−１４×（Ｓｏｌ．Ａｌ／２７＋Ｔｉ／４７．９＋Ｚｒ／９１．２＋Ｎｂ／９２．９＋Ｖ／５０．９＋Ｂ／１０．８） ・・・（ｉ）
ただし、（ｉ）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。 Chemical composition is mass%, C: 0.01 to 0.10%, Si: 0.04 to 0.60%, Mn: 0.50 to 1.50%, P: 0.025% or less, S : 0.020% or less, N: more than 0.0080% and 0.0250% or less, Sol. Al: 0.003-0.045%, Ti: 0.002-0.040%, Zr: 0.020% or less, Nb: 0.020% or less, V: 0.020% or less, B: 0.0. 0050% or less, O: 0.0030% or less, Cr: 0 to 1.0%, Mo: 0 to 0.8%, Cu: 0 to 0.7%, Ni: 0 to 3.0%, Ca: 0 to 0.007%, Mg: 0 to 0.007%, Ce: 0 to 0.007%, Y: 0 to 0.5%, Nd: 0 to 0.5%, balance: Fe and impurities And the free nitrogen index N f represented by the following formula (i) is −0.0009 or more,
A thick steel plate having a metal structure of area%, including a bainite structure of 80% or more and a total of 95% or more of the bainite structure and a ferrite structure having an average crystal grain size of 30 μm or less.
N f = N-14 × (Sol. Al / 27 + Ti / 47.9 + Zr / 91.2 + Nb / 92.9 + V / 50.9 + B / 10.8) (i)
However, each element symbol in the formula (i) represents the content (% by mass) of each element.
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Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018040246A1 (en) * | 2016-08-30 | 2018-03-08 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | X80 and lower steel grade pipeline steel for deep sea drilling riser and preparation method therefor |
| CN109136724A (en) * | 2018-09-14 | 2019-01-04 | 东北大学 | A kind of low yield strength ratio Q690F steel for engineering machinery plate and its manufacturing method |
| CN113684480A (en) * | 2021-08-17 | 2021-11-23 | 杭州象限科技有限公司 | Process for regulating and controlling chemical nickel stability in neodymium iron boron electroplating |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000119747A (en) * | 1998-10-14 | 2000-04-25 | Nkk Corp | Production of high tensile strength steel plate small in difference of material in plate thickness direction |
| JP2004143509A (en) * | 2002-10-23 | 2004-05-20 | Jfe Steel Kk | High strength, high toughness, low yield ratio steel tube stock, and production method therefor |
| JP2011105963A (en) * | 2009-11-12 | 2011-06-02 | Nippon Steel Corp | Method for manufacturing low yield ratio high tensile strength steel plate excellent in low temperature toughness |
| JP2011246768A (en) * | 2010-05-27 | 2011-12-08 | Kobe Steel Ltd | High-tensile steel sheet and production method therefor |
| JP2012193411A (en) * | 2011-03-16 | 2012-10-11 | Kobe Steel Ltd | High-strength thick steel plate excellent in haz toughness |
| JP2012246520A (en) * | 2011-05-26 | 2012-12-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel material excellent in fatigue-crack propagation resistance and low-temperature toughness at weld heat-affected zone, and method for production thereof |
-
2014
- 2014-10-06 JP JP2014205757A patent/JP6358027B2/en active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000119747A (en) * | 1998-10-14 | 2000-04-25 | Nkk Corp | Production of high tensile strength steel plate small in difference of material in plate thickness direction |
| JP2004143509A (en) * | 2002-10-23 | 2004-05-20 | Jfe Steel Kk | High strength, high toughness, low yield ratio steel tube stock, and production method therefor |
| JP2011105963A (en) * | 2009-11-12 | 2011-06-02 | Nippon Steel Corp | Method for manufacturing low yield ratio high tensile strength steel plate excellent in low temperature toughness |
| JP2011246768A (en) * | 2010-05-27 | 2011-12-08 | Kobe Steel Ltd | High-tensile steel sheet and production method therefor |
| JP2012193411A (en) * | 2011-03-16 | 2012-10-11 | Kobe Steel Ltd | High-strength thick steel plate excellent in haz toughness |
| JP2012246520A (en) * | 2011-05-26 | 2012-12-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel material excellent in fatigue-crack propagation resistance and low-temperature toughness at weld heat-affected zone, and method for production thereof |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018040246A1 (en) * | 2016-08-30 | 2018-03-08 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | X80 and lower steel grade pipeline steel for deep sea drilling riser and preparation method therefor |
| CN109136724A (en) * | 2018-09-14 | 2019-01-04 | 东北大学 | A kind of low yield strength ratio Q690F steel for engineering machinery plate and its manufacturing method |
| CN109136724B (en) * | 2018-09-14 | 2021-06-15 | 东北大学 | Low-yield-ratio Q690F steel plate for engineering machinery and manufacturing method thereof |
| CN113684480A (en) * | 2021-08-17 | 2021-11-23 | 杭州象限科技有限公司 | Process for regulating and controlling chemical nickel stability in neodymium iron boron electroplating |
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